Влияние состава сплавов на горячеломкость

1.1.3. Влияние состава сплавов на горячеломкость

Исследование зависимости горячеломкости от состава в количественной форме впервые было выполнено Вэрэ на примере системы Al – Si. По его данным, при добавлении кремния к алюминию горячеломкость возрастала, достигала максимума при содержании 1.6% Si и при переходе через эту концентрацию скачком падала до нуля. Хотя наличие такого скачка в дальнейшем не было подтверждено, но работа Вэрэ сыграла важную роль: в ней впервые по экспериментальным данным был построен график «горячеломкость – состав», показавший, что при увеличении концентрации второго компонента горячеломкость проходит через максимум и практически исчезает при достижении некоторого критического количества эвтектики. Такая закономерность в качественном виде была подмечена ещё в более ранних работах. По данным Шейера, в системах Al – Cu и Al – Zn наиболее сильно были поражены трещинами кокильные образцы сплавов, содержащих около 1% второго компонента, с увеличением концентрации которого склонность к образованию трещин явно уменьшалась, а при содержании меди свыше 8% и цинка выше 50% трещины совсем не появлялись.

Рассмотрим более детально влияние состава на горячеломкость сплавов

эвтектической системы, проводя сопоставление экспериментальных данных с диаграммой состояния. Так как при литье и сварке всегда развивается дендритная ликвация, то вполне естественно, что неравновесность кристаллизации учитывалась начиная с самых ранних работ, анализировавших зависимость горячеломкости от состава.

От равновесной диаграммы состояния так называемая неравновесная диаграмма отличается сдвинутой в сторону компонента концентрационной границей появления эвтектики и, соответственно, сдвинутой линией солидуса, а также пониженной температурой эвтектической кристаллизации. Переохлаждение эвтектики сравнительно невелико и обычно намного меньше эффективного интервала кристаллизации. Поэтому для анализа горячеломкости оно существенного значения, как правило, не имеет, и далее учитываться не будет. Сдвиг же границы появления эвтектики от точки предельной растворимости в сторону ординаты компонента оказывает решающее влияние на состав сплава с максимальной горячеломкостью и его всегда приходится учитывать. В системах на основе алюминия и магния уже при медленном охлаждении сплавов с печью наблюдается сильный сдвиг границы появления эвтектики от точки предельной растворимости, а при охлаждении образцов в интервале кристаллизации со средней скоростью порядка 100 град/мин эвтектика в большинстве систем появляется при содержании лишь десятых долей процента второго компонента.

Эффективный интервал кристаллизации при добавлении к чистому металлу второго компонента возрастает, достигает максимума на концентрационной границе появления эвтектики и затем постепенно уменьшается до нуля в точке совпадения температуры начала линейной усадки с эвтектической горизонталью. Горячеломкость тем больше, чем больше эффективный интервал кристаллизации, и поэтому состав сплава должен совпадать с границей появления эвтектики. Это положение сыграло важную роль в изучении зависимости горячеломкости от состава, так как оно позволило связать сопротивляемость сплавов образованию трещин с диаграммой состояния и, в первом приближении, предсказать область составов наиболее горячеломких сплавов. Но уже в работе А.А. Бочвара и З.И. Свидерской отмечалось, что в системе Al – Cu сплав с максимальной горячеломкостью содержал, по данным микроскопического анализа, небольшое количество эвтектики. Дальнейшее накопление экспериментальных данных показало, что во многих системах максимум на кривой «горячеломкость – состав» несколько сдвинут, по сравнению с

границей появления эвтектики, в сторону большей концентрации легирующего элемента.

Причину несовпадения максимумов горячеломкости и эффективного интервала кристаллизации можно понять, если учесть влияние на горячеломкость пластичности и линейной усадки и зависимости этих свойств от состава сплава. Рассмотрим в качестве примера систему Al – Cu. Горячеломкость и концентрационную границу появления эвтектики определяли на одних и тех же образцах – кольцевых пробах при средней скорости охлаждения в интервале кристаллизации 350 град/мин. Если использовать алюминий чистотой 99.96%, то сплав с максимальной

горячеломкостью содержит 0.7% Cu, а граница появления эвтектической составляющей проходит при 0.2% Cu. У малолегированных сплавов Al – Cu в нижней части интервала кристаллизации остаётся очень немного жидкой фазы в виде изолированных включений, не вызывающих межкристаллитного разрушения. Поэтому у этих сплавов нижняя граница температурного интервала хрупкости находится значительно выше неравновесного солидуса (эвтектической температуры), а сам интервал хрупкости значительно уже эффективного интервала кристаллизации. С увеличением содержания меди интервал хрупкости расширяется. Вместе с тем, у сплавов, содержащих до 1% Cu, относительное удлинение внутри интервала хрупкости находится на очень низком уровне и практически не зависит от состава. Так как повышение содержания меди до 0.7 – 1% не изменяет относительного удлинения в интервале хрупкости, но расширяет его и увеличивает в нём линейную усадку, то запас пластичности в твёрдо-жидком состоянии снижается. При увеличении содержания меди свыше 1% интервал хрупкости ещё продолжает расширяться, но при этом, благодаря увеличению количества жидкой фазы по границам зёрен, значительно возрастает относительное удлинение, им запас пластичности повышается.

Таким образом, объяснение несовпадения максимумов горячеломкости и эффективного интервала кристаллизации сводится к следующему. У сплава алюминия с 0.2% Cu, расположенного на концентрационной границе появления эвтектики, эффективный интервал кристаллизации максимален, но температурный интервал хрупкости меньше, чем у несколько более легированных сплавов. Поэтому при практически одинаковом удлинении в интервале хрупкости наименьшим запасом пластичности в твёрдо-жидком состоянии, т.е. максимальной горячеломкостью, обладает сплав алюминия с 0.7% Cu, содержащий больше второго компонента, чем сплав с максимальным эффективным интервалом. Это положение справедливо для большинства систем эвтектического типа (рисунок 3). Например, в системе Al – Zn максимум горячеломкости приходится на 6% Zn, а максимум эффективного интервала кристаллизации – на 3% Zn (граница появления эвтектики определена на шлифах из кольцевых проб).

Точно определить состав наиболее горячеломкого сплава можно только прямыми опытами. Но в практическом отношении немаловажно, что по микроструктуре можно ориентировочно оценить сравнительно узкую область составов, где следует ожидать появления максимума горячеломкости. Это – область сплавов с концентрацией легирующих элементов несколько большей, чем на границе появления эвтектики в данных неравновесных условиях кристаллизации, область, где сплавы содержат не более десятых долей процента неравновесной эвтектики.

Рис.3 Несовпадение максимумов эффективного интервала кристаллизации и горячеломкости в системе эвтектического типа

Рассмотрим, в каком интервале концентраций вообще появляется горячеломкость.

Сплавы, находящиеся в области составов от «критической» точки до эвтектической, казалось бы, вообще не должны быть горячеломкими, так как эффективный интервал у них равен нулю, а кристаллизация эвтектики, протекающая при постоянной температуре, сама по себе не должна вызывать образования усадочных трещин. В действительности же на сложных фасонных отливках можно встретить кристаллизационные трещины и в этой группе сплавов. Из-за градиента температур усадка одних частей отливки, успевших полностью затвердеть, вызывает растяжение соседних более горячих участков, находящихся ещё в стадии кристаллизации эвтектики. Растяжение участков, где имеется остаточная жидкая фаза, может привести к образованию кристаллизационных трещин. Таким образом, сплавы с нулевым эффективным интервалом кристаллизации могут проявлять горячеломкость, т.е. не существует абсолютно негорячеломких сплавов.

Состав сплава с максимальной горячеломкостью в каждой системе весьма постоянен: он практически не зависит от степени перегрева расплава, скорости охлаждения и геометрии отливки. С повышением температуры кокиля наблюдается лишь незначительная тенденция к смещению максимума горячеломкости в сторону менее легированных сплавов. Минимальная концентрация второго компонента, при которой экспериментально фиксируемая горячеломкость исчезает, наоборот, зависит от условий литья. Интервал концентраций, в котором обнаруживается горячеломкость, расширяется с увеличением степени перегрева расплава, увеличением скорости охлаждения и увеличением диаметра кольцевой пробы. Последние два фактора делают пробу более жёсткой, так как увеличивают градиент температур и усиливают локализацию усадочных деформаций, и поэтому способствуют выявлению горячеломкости до больших концентраций легирующего элемента. Увеличение перегрева расплава действует в том же направлении, так как расширяет область составов сплавов, в которых образуются столбчатые кристаллы.

Объясняя причину снижения горячеломкости при увеличении количества эвтектики в сплаве, на первое место часто ставят способность эвтектической жидкости залечивать образующиеся трещины. С этим нельзя согласиться, так как эвтектика не обладает какой-то особой, резко отличной от неэвтектической жидкости способностью заполнять возникающие трещины. Снижение горячеломкости при увеличении количества эвтектики в сплаве происходит благодаря росту запаса пластичности в твёрдо-жидком состоянии, а последний увеличивается как в результате повышения удлинения в интервале хрупкости, так и уменьшения линейной усадки. Главной причиной этого является увеличение количества жидкой фазы, кристаллизующейся в последнюю очередь при постоянной температуре. Такой фазой может быть не только эвтектика, но и жидкость перитектического состава и фаза, кристаллизующаяся в точке минимума на диаграмме плавкости непрерывного ряда твёрдых растворов. Другой фактор, благоприятно сказывающийся на пластичности и линейной усадке в твёрдо-жидком состоянии – измельчение зерна, в особенности сужение зоны столбчатых кристаллов, происходящее при увеличении количества эвтектики в сплаве.